KR101710816B1 - 전봉 강관 - Google Patents

Abstract

피로 강도가 우수한 전봉 강관을 제공한다. 성분 조성이 질량% 로, C：0.35 ~ 0.55 %, Si：0.01 ~ 1.0 %, Mn：1.0 ~ 3.0 %, P：0.02 % 이하, S：0.01 % 이하, Al：0.005 % 이하, N：0.0050 % 이하, Cr：0.1 ~ 0.5 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 펄라이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지고, 상기 펄라이트의 면적분율을 85 % 이상, 상기 페라이트의 면적분율 및 상기 베이나이트의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계를 15 % 이하로 하고, 구오스테나이트 입경이 25 ㎛ 이상인 전봉 강관.

Description

전봉 강관{ELECTRIC RESISTANCE WELDED STEEL PIPE}

본 발명은 피로 특성 (fatigue characteristic) 이 우수한 전봉 강관 (electric resistance welded steel pipe) 에 관한 것이다.

자동차 산업에서는 경량화 (weight saving) 와 강성 (stiffness property) 을 양립시키기 위해서, 종래, 봉강 (bar steel) 이 적용되고 있던 드라이브 샤프트 (drive shaft) 등으로 대표되는 구동계 부품 (driving part) 의 중공화 (hollowing) 가 진행되고 있다. 이와 같은 중공화에 사용되는 소재의 하나로서, 이음매 없는 강관 (seamless steel pipe) 이 제안되어 있고, 예를 들어 특허문헌 1 에는 강 조성을 원하는 범위내로 제어한 이음매 없는 강관을 소재로 하고, 담금질 후의 오스테나이트 결정 입도 번호 (austenite grain size number) 가 9 이상인 우수한 냉간 가공성 (cold workability), 담금질성 (hardenability), 인성 (toughness) 및 비틀림 피로 강도 (torsion fatigue strength) (이하 간단히 피로 강도라고 부르는 경우도 있다) 를 겸비하여 안정적인 피로 수명 (fatigue life) 을 발휘하는 중공 구동축 (hollow drive axis) 이 개시되어 있다.

그러나, 이음매 없는 강관에는 그 제조 방법상, 표면 탈탄 (surface decarburization) 이나 표면 흠집이 커 충분한 내피로 특성을 얻기 위해서는 표면을 연삭, 연마해야 한다는 문제나, 편심 편육 (unevenness and eccentricity in thickness) 이 있어 회전물 (rotated object) 에는 반드시 적합하지는 않다는 문제도 있다.

한편, 상기한 문제가 적은 전봉 강관을 드라이브 샤프트 용도에 사용하는 것이 검토되어 왔다. 예를 들어, 특허문헌 2 에는 강 조성을 원하는 범위내로 제어한 전봉 강관을 소재로 하고, 전봉부 (weld of ERW) 및 그 근방에 대해 담금질, 템퍼링 처리를 실시함으로써 경화 처리 (hardening treatment) 하여 강관 자체의 강도를 높이는 기술이 개시되어 있다.

특허문헌 1 : 국제 공개 WO2006/104023호 특허문헌 2 : 일본 공개특허공보 2002-356742호

그러나, 전봉 강관은 이음매 없는 강관에 비하여 치수 정밀도는 우수하지만, 드라이브 샤프트 등 매우 높은 치수 정밀도가 요구되는 용도에 대해서는 냉간 인발 가공 (cold drawing) 에 의한 치수 정밀도 (dimension accuracy) 의 향상이 필요해진다. 이 경우, 냉간 인발 가공 후에 소준 (normalizing) 을 실시할 필요가 있다. 그 이유는 (1) 냉간 인발 가공만으로는 가공 변형 (processing strain) 의 영향으로 인해 인성이 저하되는, (2) 전봉 용접부는 용접시의 급열 및, 급랭의 열이력 (thermal history) 을 거쳐 퀀칭을 하여 국부적으로 경질화되는, (3) 전봉 용접의 접합면에는 탄소 농도가 낮은 백색층 (white layer) 으로 불리는 얇은 층이 존재하는, 등의 문제를 소준에 의해 해소하기 위함이다.

소준을 실시하지 않으면 전봉 강관은 저인성이기 때문에, 실제 사용 환경에서 취성 파괴 (brittle failure) 를 일으킬 위험성이 있다. 또, 드라이브 샤프트의 경우, 반복적으로 전단 응력 (shearing stress), 굽힘 응력 (bending stress) 이 부하되기 때문에, 전봉 용접부 및 그 근방부에 국부적인 응력 집중 (stress concentration) 이 발생되어 단수명으로 피로 파괴 (fatigue breaking) 를 일으킬 위험성이 있다. 따라서, 소준 처리는 드라이브 샤프트에 전봉 강관을 적용하는데 있어서 매우 중요함과 동시에 최종 제품이 되는 강관의 특성에 큰 영향을 주는 처리이다.

고탄소강을 전봉 강관의 소재로 했을 경우, 소준 후의 냉각 속도의 편차에 따라 금속 조직 (metallic structure) 이 페라이트 (ferrite), 펄라이트 (pearlite) 로부터 마루텐사이트 (martensite) 까지 크게 변화된다. 따라서, 마루텐사이트 조직의 생성도 있을 수 있으므로, 고탄소강을 전봉 강관의 소재로 하는 경우에는 특허문헌 1 이나 특허문헌 2 에 개시된 바와 같이, 인성 확보의 관점에서 템퍼링 처리가 필수 공정이 되어, 제조 비용의 상승을 초래한다는 문제점이 있다.

본 발명은 상기 과제를 해결하기 위하여, 고탄소강을 전봉 강관의 소재로 했을 경우에도, 소준 후의 금속 조직 및 인장 강도가 소준에서의 냉각 속도의 영향을 잘 받지 않아, 안정적인 피로 강도를 확보할 수 있는 전봉 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서, 예의 검토를 실시한 결과, 강중의 Al량을 적정 범위내로 제어함으로써, 소준 후의 금속 조직 및 인장 강도가 소준 후의 냉각 속도의 영향을 잘 받지 않아, 안정적인 피로 강도를 확보할 수 있다는 것, 나아가서는 구오스테나이트 입경 (primary austenite grain size) 을 적정 범위내로 제어함으로써, 동일한 정도의 인장 강도를 갖는 페라이트, 펄라이트강일지라도, (1) 펄라이트 자체의 강도가 높고, (2) 피로 균열 전파 저항 (fatigue crack propagation resistance) 도 높일 수 있게 되어 보다 높은 피로 강도가 얻어진다는 것을 알게 되었다.

발명자들은 강 규격 SAE1541 (0.42 %C-1.5 %Mn-0.0035 %N) 을 기본 성분으로 하고, Al량을 변화시킨 열연강판 (권취 온도 650 ℃) 을 소재로 하고, 이것을 롤 성형과 고주파 저항 용접 (high-frequency resistance welding) 에 의해 전봉 강관 (외경 89 mm, 두께 4.7 mm) 으로 한 후, 열간 축경 압연 (hot reducing) 에 의해 축경 압연 강관 (외경 45 mm, 두께 4.5 mm) 을 제조했다. 그 후, 냉간 인발 가공에 의해 냉견 (冷牽) 강관 (외경 40 mm, 두께 4.0 mm) 으로 한 후, 소준 (920 ℃ × 10 분 유지, 균열 후의 냉각 속도 0.5 ~ 3.0 ℃/s) 하여 제품 강관으로 했다.

도 1 에는 소준의 냉각 속도와 HV 경도 (Vickers hardness) 의 관계를 나타낸다. Al량이 0.005 % 이하인 경우에는 냉각 속도가 넓은 범위에서 거의 일정한 HV 경도가 얻어지는 것에 비해, 0.007 % 이상인 경우에는 HV 경도는 냉각 속도의 영향을 강하게 받아 냉각 속도가 느린 경우에는 HV 경도가 급격하게 저하되는 것을 알 수 있다.

도 2 에 Al량과 라멜라 간격 (lamellar spacing) 의 관계, 도 3 에 Al량과 구오스테나이트 입경의 관계 및 도 4 에 Al량과 비틀림 피로 강도의 관계를 나타낸다. 또한, 소준의 냉각 속도는 1 ℃/s 로 했다. Al량의 감소에 따라 구오스테나이트립은 조대화되고, 이에 수반하여 비틀림 피로 강도는 상승된다. Al량이 0.005 % 이하에서는 그 효과는 포화되어 비틀림 피로 강도도 안정됨을 알 수 있다.

도 5 는 피로 시험 (fatigue test) 후의 파단부에 대해 단면 관찰 (cross-section observation) 을 실시한 결과이며, 도 5 의 (a) 는 0.03 %Al재, 도 5 의 (b) 는 0.003 %Al재에서의 피로 균열 전파 상황을 나타내는 도면이다. 균열의 전파 루트 (propagasion route) 를 백선으로 나타낸다. 피로 균열은 관의 외면측을 기점으로 하고, 그 후, 연질인 초석 페라이트 (pro-eutectoid ferrite) 를 꿰뚫듯이 균열 전파되는 것을 알 수 있다. 또, 초석 페라이트로 둘러싸이는 외관상의 펄라이트립 (구오스테나이트립에 상당) 이 클수록, 균열은 크게 사행하면서 지그재그로 (in a zig-zag manner) 전파되기 때문에, 균열 전파 저항이 상승하여 피로 강도가 향상되었다고 추정된다.

도 1, 도 2 및 도 3 의 결과가 얻어진 이유에 대해서는 다음과 같이 생각된다. 즉, Al량이 적은 편이 소준전의 단계에서 석출된 질화 알루미늄 (aluminum nitride) 의 양이 적기 때문에, 질화 알루미늄에 의한 핀 고정 효과 (pinning effect) 가 저하되어, 소준 공정에서의 오스테나이트의 입자 성장이 촉진된다. 펄라이트나 페라이트는 구오스테나이트 입계를 변태 사이트로 하기 때문에, 구오스테나이트 입경이 커져 입계 면적이 적어지면, 변태 사이트도 줄어들어, 페라이트의 분율은 감소한다. 특히 도 1 에 있어서 냉각 속도가 느린 영역에서 Al량에 의한 경도차를 볼 수 있었던 것은 Al량이 많으면 소준전에 석출된 질화 알루미늄 (AlN) 에 의한 핀 고정 효과에 의해 소준 공정에서의 오스테나이트립 성장이 억제됨과 동시에, 최종적으로 생성되는 펄라이트의 라멜라 간격이 넓어지기 때문에 경도가 저하된다. 그 경도의 저하량은 특히 퀀칭을 하기 어려운 저냉각 속도역에서 현저하고, 또한 강중 Al량 (석출 AlN량) 에 강하게 의존한다. Al량이 0.005 % 이하인 경우에는 질화 알루미늄 (AlN) 의 석출이 적고, 석출되더라도 소준 공정에서 용해되기 때문에 핀 고정 효과가 없어져, 오스테나이트립은 용이하게 입자 성장되어 펄라이트의 라멜라 간격은 좁아진다. 또한 냉각 속도에 의한 변화도 작다.

오스테나이트 입경과 라멜라 간격 및 강도와의 관계에 대해서는 다음과 같이 생각한다. 즉, 오스테나이트 입경이 크면 펄라이트의 변태 사이트 (주로 오스테나이트 입계) 가 감소되기 때문에, 펄라이트 변태 온도는 저하된다. 그 결과, 펄라이트 평형 변태 온도 (pearlite equilibrium transformation temperature) 로부터 변태 개시점까지의 온도차, 즉 과랭도 (degree of undercooling) 가 상승함으로써 라멜라 간격이 협소화되고, 종래부터 알려져 있는 라멜라 간격과 펄라이트 강도의 관계에 따라, 펄라이트의 강도가 상승된다고 생각된다. 결과적으로 펄라이트 강도의 상승에 의해, 피로 균열이 펄라이트 조직을 관통하기 어려워지고, 균열이 펄라이트를 피해 지그재그로 전파되도록 되기 때문에, 피로 균열 전파 저항이 향상되어 피로 강도의 상승으로 이어진다고 생각된다.

본 발명은 상기 서술한 지견에 더욱 검토를 거듭하여 이루어진 것이며, 그 요지는 다음과 같다.

［1］성분 조성이 질량% 로, C：0.35 ~ 0.55 %, Si：0.01 ~ 1.0 %, Mn：1.0 ~ 3.0 %, P：0.02 % 이하, S：0.01 % 이하, Al：0.005 % 이하, N：0.0050 % 이하, Cr：0.1 ~ 0.5 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이, 펄라이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지고, 상기 펄라이트의 면적분율을 85 % 이상, 상기 페라이트의 면적분율 및 상기 베이나이트의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계를 15 % 이하로 하고, 구오스테나이트 입경이 25 ㎛ 이상인 전봉 강관.

［2］상기 성분 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, Ti：0.005 ~ 0.1 %, B：0.0003 ~ 0.0050 %, Mo：2 % 이하, W：2 % 이하, Nb：0.1 % 이하, V：0.1 % 이하, Ni：2 % 이하, Cu：2 % 이하, Ca：0.02 % 이하, REM：0.02 % 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기［1］에 기재된 피로 특성이 우수한 전봉 강관.

본 발명에 의하면 드라이브 샤프트로서 필요한 내피로 특성을 구비한 전봉 강관이 얻어진다.

도 1 은 소준에서의 냉각 속도와 HV 경도의 관계를 설명하는 도면이다.
도 2 는 강중 Al량과 라멜라 간격의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3 은 강중 Al량과 구오스테나이트 입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4 는 강중 Al량과 비틀림 피로 강도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 5 는 피로 균열의 전파 거동을 설명하는 도면이다. ((a) 0.03 %Al재, (b) 0.003 %Al재)

이하에 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해 설명한다.

1. 성분 조성에 대해

먼저, 본 발명의 강의 성분 조성을 규정한 이유를 설명한다. 또한, 성분 % 는 모두 질량% 를 의미한다.

C：0.35 ~ 0.55 %

C 가 0.35 % 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않아, 요구되는 내피로 특성이 얻어지지 않는다. 한편, 0.55 % 를 초과하면 용접성이 나빠지기 때문에, 안정적인 전봉 용접 품질이 얻어지지 않는다. 따라서, C량은 0.35 ~ 0.55 % 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.40 ~ 0.45 % 의 범위이다.

Si：0.01 ~ 1.0 %

Si 는 탈산을 위해서 첨가하는 경우도 있고, 0.01 % 미만에서는 충분한 탈산 효과 (deoxidation effect) 가 얻어지지 않는다. 동시에, Si 는 고용 강화 원소 (solute strengthening elements) 이기도 하고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상의 함유가 필요하다. 한편, 1.0 % 를 초과하면 강관의 담금질성이 저하된다. Si량은 0.01 ~ 1.0 % 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.1 ~ 0.4 % 이다.

Mn：1.0 ~ 3.0 %

Mn 은 펄라이트 변태를 촉진시키고, 또 담금질성을 향상시키는 원소이며, 그 효과를 얻으려면 1.0 % 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 3.0 % 를 초과하면 전봉 용접 품질 (welding quality of ERW) 을 저하시키고, 또한 잔류 오스테나이트량 (amount of residual austenite) 이 증가하여 내피로 특성이 저하된다. Mn량은 1.0 ~ 3.0 % 의 범위로 한다. 바람직하게는 1.4 ~ 2.0 % 의 범위이다.

P：0.02 % 이하

본 발명에서 P 는 불가피적 불순물이며, 그 양의 상한을 0.02 % 이하로 한다. P 는 연속 주조시에 형성되는 편석부 (segregation part) 에 농화하는 경향이 있고, 관소재의 열연강판에 있어서도 잔존한다. 전봉 용접시에는 강대의 에지 (edges) 를 맞대어 업셋 (upset) 을 가하기 때문에, P 가 농화한 편석 부분은 관의 외표면 및 내표면에 노출되는 경우가 있고, 이 부분에 편평 가공 (flattening forming) 등의 2 차 가공 (secondary processing) 이 부여된 경우에 균열을 일으킬 위험성이 있다. 따라서, 바람직하게는 0.01 % 이하이다.

S：0.01 % 이하

본 발명에서 S 는 불가피적 불순물이며, 그 양의 상한을 0.01 % 이하로 한다. S 는 그 양이 많으면 소재의 인성을 저하시키는 것 외에 강중의 Mn 과 결합하여 MnS 를 형성한다. 이것은 열연 공정에서 길이 방향으로 늘려진 긴 개재물이 되어, 가공성, 인성을 저하시키게 된다. 따라서, 바람직하게는 0.005 % 이하, 더욱 바람직하고 0.003 % 이하이다.

Al：0.005 % 이하

Al 은 본 발명에 있어서 원하는 구오스테나이트 입경과 거기에 수반되는 비틀림 피로 강도를 달성하는 데에 있어서 중요한 원소이지만, 0.005 % 를 초과하여 함유하면 AlN 석출량이 증대되어, 소준 공정에서 핀 고정 효과를 발휘하기 때문에, 오스테나이트의 입자 성장이 억제되어 원하는 오스테나이트 입경이 얻어지지 않는다. 따라서, Al량은 0.005 % 이하로 한다. 바람직하게는 0.003 % 이하이다.

N：0.0050 % 이하

N 은 Al 과 결합하여 AlN 을 형성하고, 소준 공정에서의 오스테나이트의 입자 성장의 억제에 기여하는 원소이며, 이 효과를 억제하기 위해서는 0.0050 % 이하로 할 필요가 있다. 또한, 바람직하게는 0.0035 % 이하이다.

Cr：0.1 ~ 0.5 %

Cr 은 펄라이트 변태 온도를 저하시키는 원소이며, 이것에 의해 펄라이트의 라멜라 간격이 협소화되고, 펄라이트의 강도가 상승하기 때문에, 비틀림 피로 강도가 상승된다. 이 효과를 발휘하기 위해서는 0.1 % 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.5 % 를 초과하여 함유하면 산화물을 형성하고 이것이 전봉부에 잔존하기 때문에, 전봉 용접성 (weldability of ERW) 이 열화될 가능성이 있다. 따라서, Cr량은 0.1 ~ 0.5 % 의 범위로 한다. 또한, 바람직하게는 0.15 ~ 0.30 % 의 범위이다.

이상이 본 발명의 기본 화학 성분이지만, 나아가 강도, 피로 강도를 개선시킬 목적으로 이하에 나타내는 Ti, B, Mo, W, Nb, V, Ni, Cu, Ca, REM 의 1 종 이상을 함유할 수 있다.

Ti：0.005 ~ 0.1 %

Ti 는 강중의 N 을 TiN 으로서 고정시키는 작용을 갖는다. 그러나, 0.005 % 미만에서는 N 을 고정시키는 능력이 충분히 발휘되지 않고, 한편 0.1 % 를 초과하면 강의 가공성 및 인성이 저하된다. Ti 를 함유하는 경우에는 Ti량은 0.005 ~ 0.1 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 ~ 0.04 % 의 범위이다.

B：0.0003 ~ 0.0050 %

B 는 담금질성을 향상시키는 원소이다. 0.0003 % 미만에서는 담금질성 향상 효과가 충분히 발휘되지 않는다. 한편, 0.0050 % 를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화되고, 립계에 편석하여 입계 파괴 (intergranular fracture) 를 촉진시켜 내피로 특성을 열화시킨다. B 를 함유하는 경우에는 B량은 0.0003 ~ 0.0050 % 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0010 ~ 0.0040 % 의 범위이다.

Mo：2 % 이하

Mo 는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 강의 강도를 높여 피로 강도의 향상에 유효하다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 2 % 를 초과하여 함유하면 가공성이 현저하게 저하된다. Mo 를 함유하는 경우에는 Mo량은 2 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.5 % 의 범위이다.

W：2 % 이하

W 는 탄화물을 형성함으로써 강의 강도를 향상시키는 데에 유효하다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 2 % 를 초과하여 함유하면 불필요한 탄화물이 석출되어, 내피로 특성을 저하시키고 가공성 (workability) 을 저하시키게 된다. W 를 함유하는 경우에는 W량은 2 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.5 % 의 범위이다.

Nb：0.1 % 이하

Nb 는 담금질성을 향상시키는 원소인 것 외에 탄화물을 형성시켜 강도 상승에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 0.1 % 를 초과하여 함유해도 그 효과는 포화되고, 가공성이 저하된다. Nb 를 함유하는 경우에는 Nb량은 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.04 % 의 범위이다.

V：0.1 % 이하

V 는 탄화물을 형성시켜, 강의 강도를 상승시키는 데에 유효하며 또한 템퍼링 연화 저항 (temper softening resistance) 을 갖는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나 0.1 % 를 초과하여 함유하면 그 효과는 포화되고, 가공성이 저하된다. V 를 함유하는 경우에는 V량은 0.1 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.5 % 의 범위이다.

Ni：2 % 이하

Ni는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 강의 강도를 높이고 피로 강도의 향상에 유효하다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 2 % 를 초과하여 함유하면 가공성이 현저하게 저하된다. Ni 를 함유하는 경우에는 Ni량은 2 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.5 % 의 범위이다.

Cu：2 % 이하

Cu 는 담금질성을 향상시키는 원소이며, 강의 강도를 높여 피로 강도의 향상에 유효하다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.001 % 이상의 함유가 바람직하다. 그러나, 2 % 를 초과하여 함유하면 가공성이 현저하게 저하된다. Cu 를 함유하는 경우에는 Cu량은 2 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.001 ~ 0.5 % 의 범위이다.

Ca：0.02 % 이하, REM：0.02 % 이하

Ca, REM 은 모두 비금속 개재물 (non-metal inclusion) 의 형태를 구상으로 하고, 반복 응력 (cyclic stress) 이 부여되도록 하는 사용 환경하에서의 피로 파괴시의 균열 기점의 저감에 유효한 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과는 Ca, REM 모두 0.0020 % 이상의 함유에서 나타난다. 한편, 0.02 % 를 초과하여 함유하면 개재물량이 너무 많아져 청정도 (cleaning level) 가 저감된다. 이 때문에 Ca, REM 을 함유하는 경우에는 Ca, REM 모두 각각 0.02 % 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca, REM 의 양자를 병용하는 경우에는 합계량으로 0.03 % 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 관련된 강 조성에 있어서 상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다.

2. 금속 조직에 대해

본 발명에서는 펄라이트를 면적분율 (area ratio) 로 85 % 이상, 페라이트의 면적분율 및 베이나이트의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계를 15 % 이하의 금속 조직으로 한다.

전술한 바와 같이 피로 균열이 지그재그로 전파됨으로써 피로 균열 전파 저항을 높여 피로 강도를 향상시킨다는 효과를 발휘하기 위해서는, 주된 조직은 펄라이트이며, 그 면적분율은 85 % 이상 필요하다. 한편, 연질인 페라이트의 면적분율, 및 경질이기는 하지만 펄라이트와 동일한 효과를 발휘하지 않는 베이나이트 (bainite) 의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계가 15 % 를 초과하면 피로 강도의 향상 효과는 저감된다. 따라서, 펄라이트의 면적분율은 85 % 이상으로 하고, 페라이트의 면적분율 및 베이나이트의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계는 15 % 이하로 한다.

구오스테나이트 입경이 25 ㎛ 이상

페라이트층에 둘러싸인 외관상의 펄라이트 입경이 큰 편이 피로 균열의 편향이 커져, 균열 전파 저항은 높아진다. 페라이트가 구오스테나이트의 입계에 생성되기 때문에, 구오스테나이트의 입자가 클 수록, 외관상의 펄라이트 입경이 커진다. 균열 전파 저항을 상승시키기 위해서는 구오스테나이트 입경이 25 ㎛ 이상일 필요가 있고, 25 ㎛ 미만에서는 피로 균열 전파 저항의 상승이 충분하지 않다.

또한, 펄라이트의 라멜라 간격에 대해서는 종래부터 알려져 있는 대로, 좁은 편이 펄라이트의 강도가 높아진다. 펄라이트의 강도를 높여, 피로 균열이 펄라이트를 관통하지 않고 펄라이트를 우회시키기 위해서는 라멜라 간격이 170 nm 이하인 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 150 nm 이하이다.

실시예 1

표 1 에 강 조성 (질량%) 을 나타내는 강 주물편을 열간 압연한 강대를 얻고, 이것을 롤 성형 (roll forming) 과 고주파 저항 용접에 의해 전봉 강관 (외경 89 mm, 두께 4.7 mm) 으로 한 후, 열간 축경 압연에 의해 축경 압연된 강관 (외경 45 mm, 두께 4.5 mm) 을 제조했다. 그 후, 냉간 인발 가공에 의해 냉견 강관 (cold drawn steel tube) (외경 40 mm, 두께 4.0 mm) 으로 한 후, 소준 (920 ℃ × 10 분 유지, 균열 후의 냉각 속도 0.5 ~ 3.0 ℃/s) 을 행하여 제품 강관으로 했다.

제품 강관으로부터 축방향으로 인장 시험편 (tensile specimen) (JIS12 호 시험편) 을 채취하고, 인장 강도를 측정했다. 또, 강관의 관 원주 방향 단면에 대해 오스테나이트 입계를 나타나게 하는 부식을 실시하고 오스테나이트 입경을 측정했다. 입경의 측정은 광학 현미경 (optical microscope) 으로 배율 400 배로 10 시야에 대해 사진 촬영을 실시하고, 절단법 (method of section) 에 근거하여 입경을 측정하고 그 평균치를 대표값으로 했다.

또, 펄라이트의 라멜라 간격의 측정에 대해서는 마찬가지로 관 원주 방향 단면에 대해 나이탈 부식 (nital corrosion treatment) 을 실시하고, 주사 전자현미경 (electron scanning microscope) 을 이용하여 배율 20000 배로 세멘타이트 (cementite) 층이 가능한 한 지면에 대해 수직으로 서있는 시야를 10 시야 선택하여 사진 촬영한 후, 절단법으로 라멜라 간격을 측정하고 그 평균치를 대표값으로 했다.

이들 강관에 대해, 주파수 (frequency) 3 Hz, 파형 (wave shape) 은 정현파 (sine wave), 응력비 R = ―1 (양진 (兩振)) 의 조건으로 비틀림 피로 시험을 실시하여 피로 강도 σw 를 구했다. 또한, σw 는 반복횟수가 200 만회에 이르러도 파단되지 않는 응력으로 했다. 이들의 특성 평가 결과를 표 2 및 표 3 에 나타낸다.

또한, 강도 안정성 (strength stability) 의 평가에 대해서는 소준의 냉각 속도가 0.5 ~ 3.0 ℃/s 의 범위에서 변화되었을 때의 인장 강도 TS 의 편차 (최대치와 최소치의 차이) 가 50 MPa 이내이면 양호 (○), 50 MPa 를 초과하면 불량 (×) 으로 했다.

표 2, 표 3 에서, 본 발명예의 전봉 강관은 모두, 소준의 냉각 속도의 변화로 인한 강도 편차가 작아 강도 안정성이 우수하고, 이에 수반하여 안정되고, 또한 라멜라 간격이 좁고, 구오스테나이트 입경이 크기 때문에 피로 균열 전파 저항이 높고, 안정적으로 높은 비틀림 피로 강도를 가지고 있다.

한편, 알루미늄량이 본 발명 범위를 초과하여 높은 소재인 경우에는 소준의 냉각 속도가 느린 영역에서는 인장 강도가 낮고, 이에 수반하여 비틀림 피로 강도는 낮아져 있다. 또, 냉각 속도가 높은 영역에 있어서는 인장 강도가 발명예와의 차이는 작아지지만, 비틀림 피로 강도는 본 발명예에 비해 낮다. 이는 구오스테나이트 입경의 차이, 및 펄라이트의 강도의 차이에서 기인되는 것으로 생각된다.

또한, 본 실시예에서는 전봉 강관의 관 소재를 열연강판으로 했지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고, 관소재로서 냉연강대를 사용하는 형태의 것이어도 된다. 또, 열간 축경 압연을 실시하지 않고, 통상적인 전봉 강관을 냉견 소관으로 한 형태의 것이어도 된다.

Claims (2)

1. 성분 조성이 질량% 로, C：0.35 ~ 0.55 %, Si：0.01 ~ 1.0 %, Mn：1.0 ~ 3.0 %, P：0.02 % 이하, S：0.01 % 이하, Al：0 % 초과 0.005 % 이하, N：0 % 초과 0.0050 % 이하, Cr：0.1 ~ 0.5 % 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이, 펄라이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어지고, 상기 펄라이트의 면적분율을 85 % 이상, 상기 페라이트의 면적분율 및 상기 베이나이트의 면적분율 (0 을 포함) 의 합계를 15 % 이하로 하고, 구오스테나이트 입경이 25 ㎛ 이상인 전봉 강관.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성에 더하여, 추가로 질량% 로, Ti：0.005 ~ 0.1 %, B：0.0003 ~ 0.0050 %, Mo：2 % 이하, W：2 % 이하, Nb：0.1 % 이하, V：0.1 % 이하, Ni：2 % 이하, Cu：2 % 이하, Ca：0.02 % 이하, REM：0.02 % 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 전봉 강관.

Images